WO2016104883A1 - 연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 측면의 일 실시형태는, 중량%로, C: 0.005~0.1%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.01~1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10~30%, Ti: 0.01~0.10%, Al: 0.01~0.15%, N: 0.005~0.03%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 기지에, 3.5×106개/mm2 이하의 Ti(CN) 독립 석출물을 포함하는 페라이트계 스테인리스 강재를 제공한다.

Description

연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법
본 발명은 연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 오스테나이트계 스테인리스 강재에 비하여 연성이 나빠 고연성을 요하는 용도에 사용되기 어려웠던 페라이트계 스테인리스 강재의 연성을 향상시킨 신규한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
페라이트계 스테인리스 강재는 고가의 합금원소가 적게 첨가되면서도 내식성을 뛰어나서, 오스테나이트계 스테인리스 강재에 비하여 가격 경쟁력이 높은 강재이다. 페라이트계 스테인리스계 강재는 건축재료, 수송기기, 주방기기 등의 용도에 사용되고 있으나, 연성이 열위하여 많은 분야에서 오스테나이트계 스테인리스 강재를 대체하지 못하고 있다. 이에, 연성을 향상시켜 그 용도 확대를 도모하는 검토가 적극적으로 진행되고 있다.
이를 해결하기 위해, 석출물의 총량 또는 개수를 제한함으로써 페라이트계 스테인리스 강재의 연성을 향상시키려는 시도가 이어져 왔으나, 현재까지 의미 있는 연구 성과는 전무한 실정이다.
본 발명의 일 측면은, 연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재와 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기재되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야의 통상적인 지식을 가지는 자라면 본 발명의 명세서로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면의 일 실시형태는, 중량%로, C: 0.005~0.1%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.01~1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10~30%, Ti: 0.01~0.10%, Al: 0.01~0.15%, N: 0.005~0.03%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 기지에, 3.5×106개/mm2 이하의 Ti(CN) 독립 석출물을 포함하는 페라이트계 스테인리스 강재를 제공한다.
본 발명의 일 측면의 다른 일 실시형태는, 중량%로, C: 0.005~0.1%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.01~1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10~30%, Ti: 0.01~0.10%, Al: 0.01~0.15%, N: 0.005~0.03%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 기지에, Ti(CN) 독립 석출물과 TiN 개재물을 핵으로 하여 석출된 Ti(CN) 종속 석출물을 포함하고, 하기 식 1로 정의되는 P가 60% 이하(0% 제외)인 페라이트계 스테인리스 강재를 제공한다.
[식 1]
P(%)={NS/(NS+NC)} × 100
(여기서, NS는 Ti(CN) 독립 석출물의 단위 면적 당 개수(개/mm2)이며, NC는 Ti(CN) 종속 석출물의 단위 면적 당 개수(개/mm2)를 의미함)
이때, 상기 Ti(CN) 독립 석출물의 입경은 0.01μm 이상일 수 있다.
이때, 상기 Ti(CN) 독립 석출물의 평균 입경은 0.15μm 이하인 것이 바람직하다.
이때, 상기 TiN 개재물의 평균 입경은 2μm 이상인 것이 바람직하다.
이때, 상기 스테인리스 강재의 연신율은 34% 이상일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.005~0.1%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.01~1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10~30%, Ti: 0.01~0.10%, Al: 0.01~0.15%, N: 0.005~0.03%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 슬라브로 주조하는 단계를 포함하는 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법에 있어서, 상기 용강의 주조시, 상기 슬라브의 표면 온도를 기준으로 1100~1200℃의 온도에서의 평균 냉각속도를 5℃/sec 이하(0℃/sec 제외)로 제어하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법을 제공한다.
이때, 상기 용강의 주조시, 상기 슬라브의 표면 온도를 기준으로 1000~1250℃의 온도에서의 평균 냉각속도를 5℃/sec 이하(0℃/sec 제외)로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
이때, 상기 용강을 슬라브로 주조 후, 상기 슬라브를 열간압연하여 열연판을 얻는 단계; 및 상기 열연판을 450~1080℃의 온도에서 1~60분 동안 열연판 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스 강재는 연성이 매우 우수한 장점이 있다.
도 1은 발명예 1에 따른 열연판의 미세조직을 관찰한 전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM) 사진이다.
도 2는 도 1의 A 부분을 확대하여 관찰한 전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM) 사진이다.
본 발명자들은 페라이트계 스테인리스 강재의 연성을 향상시키기 위하여 다양한 검토를 행한 결과, 이하의 지견을 얻을 수 있었다.
(1) 일반적으로 페라이트계 스테인리스 강재에는 내식성 향상을 위해 미량의 Ti이 첨가되는데, 이러한 Ti 첨가 페라이트계 스테인리스 강재의 경우, 불가피하게 페라이트 기지 내 Ti(CN)이 다량 석출되며, 이러한 Ti(CN) 석출물은 강재의 연성을 열화시키는 주요 원인이 된다.
(2) 한편, Ti(CN) 석출물은, 페라이트 기지 내 독립적으로 석출되는 Ti(CN) 석출물(이하, 'Ti(CN) 독립 석출물'이라 함)과 제강에서 정출되는 TiN 개재물을 핵으로 하여 석출되는 Ti(CN) 석출물(이하, 'Ti(CN) 종속 석출물'이라 함)으로 이루어지는데, 이 중 Ti(CN) 종속 석출물은, Ti(CN) 독립 석출물과 비교할 때, 연성 열화에 크게 영향을 미치지 아니한다.
(3) 따라서, Ti 첨가 페라이트계 스테인리스 강재의 연성을 향상시키기 위한 한가지 수단으로, 가능한 한 많은 Ti(CN)이 TiN 개재물을 핵으로 하여 종속 석출물로 석출되도록 유도하여, Ti(CN) 독립 석출물의 개수를 저감함으로써, 이를 달성할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면인 연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재에 대하여 상세히 설명한다.
먼저 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강재의 바람직한 조성에 대하여 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.005~0.1%
C는 강재의 강도에 크게 영향을 미치는 원소로써, 그 함량이 과다할 경우, 강재의 강도가 지나치게 상승하여 연성이 저하되는 바, 0.1% 이하로 한정한다. 다만, 그 함량이 지나치게 낮을 경우, 강도가 지나치게 저하되는 바, 그 하한을 0.005%로 한정할 수 있다.
Si: 0.01~2.0%
Si은 제강시 용강의 탈산과 페라이트 안정화를 위해 첨가되는 원소로, 본 발명에서는 0.01% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 재질의 경화를 일으켜 강의 연성이 저하되는 바, 2.0% 이하로 한정한다.
Mn: 0.01~1.5%
Mn은 내식성 개선에 유효한 원소로, 본 발명에서는 0.01% 이상 첨가하고, 보다 바람직하게는 0.5% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 용접시 Mn계 퓸 발생이 급증하여 용접성이 저하되며, 과도한 MnS 석출물 형성으로 인해 강의 연성이 저하되는 바, 1.5% 이하로 한정하며, 보다 바람직하게는 1.0% 이하로 한정한다.
P: 0.05% 이하
인은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 산세시 입계 부식을 일으키거나 열간 가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한을 0.05%로 관리한다.
S: 0.005% 이하
황은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 열간 가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 황의 함량의 상한을 0.005%로 관리한다.
Cr: 10~30%
크롬은 강의 내식성 향상에 효과적인 원소로, 본 발명에서는 10% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 제조 비용이 급증할 뿐만 아니라, 입계 부식이 일어나는 문제가 있는 바, 30% 이하로 한정한다
Ti: 0.05~0.50%
티타늄은 탄소 및 질소를 고정하여 강 중 고용 탄소 및 고용 질소의 양을 저감하고, 강의 내식성 향상에 효과적인 원소로, 본 발명에서는 0.05% 이상 첨가하고, 보다 바람직하게는 0.1% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 제조 비용이 급증할 뿐만 아니라, Ti계 개재물 형성으로 인해 표면 결함이 야기되는 바, 0.50% 이하로 한정하고, 보다 바람직하게는 0.30% 이하로 한정한다.
Al: 0.01~0.15%
알루미늄은 강력한 탈산제로써, 용강 중 산소의 함량을 낮추는 역할을 하며, 본 발명에서는 0.01% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 비금속 개재물 증가로 인해 냉연 스트립의 슬리브 결함이 발생함과 동시에, 용접성을 열화시키는 바, 0.15% 이하로 한정하고, 보다 바람직하게는 0.1% 이하로 한정한다.
N: 0.005~0.03%
질소는 열간 압연시 오스테나이트를 석출시켜 재결정을 촉진시키는 역할을 하는 원소로, 본 발명에서는 0.005% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강의 연성을 저하하는 바, 0.03% 이하로 한정한다.
본 발명의 스테인리스 강재는, 페라이트 기지에 3.5×106개/mm2 이하(0개/mm2 제외)의 Ti(CN) 독립 석출물을 포함한다. 전술한 바와 같이, Ti(CN) 석출물은, Ti(CN) 독립 석출물과 TiN 개재물을 핵으로 하여 석출된 Ti(CN) 종속 석출물으로 이루어지는데, 이 중 Ti(CN) 종속 석출물은, Ti(CN) 독립 석출물과 비교할 때, 연성 열화에 크게 영향을 미치지 아니하는 바, 본 발명에서는 특별히 Ti(CN) 독립 석출물의 개수만을 제어한다. Ti(CN) 독립 석출물의 개수를 상기의 범위를 벗어날 경우, 목적하는 연성을 확보하기 어려운 문제가 있다.
상기와 같이 Ti(CN) 독립 석출물의 개수를 저감하기 위한 한가지 수단으로, 가능한 한 많은 Ti(CN)이 TiN 개재물을 핵으로 석출되도록 유도함으로써 이를 달성할 수 있으며, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 하기 식 1로 정의되는 P를 60% 이하로 제어함으로써 목적하는 연성을 확보할 수 있다.
[식 1]
P(%)={NS/(NS+NC)} × 100
(여기서, NS는 Ti(CN) 독립 석출물의 단위 면적 당 개수(개/mm2)이며, NC는 Ti(CN) 종속 석출물의 단위 면적 당 개수(개/mm2)를 의미함)
한편, 본 발명에서 개수 제어의 대상인 Ti(CN) 독립 석출물은, 입경이 0.01μm 이상의 Ti(CN) 독립 석출물로 한정될 수 있다. 입경 0.01μm 미만의 Ti(CN) 독립 석출물은 분석하여 정량화하는데 한계가 있는 바, 이에 대해서는 특별히 고려하지 않아도 무방하다. 한편, Ti(CN) 독립 석출물의 입경의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 통상적으로 2μm를 초과하는 입경을 가지는 Ti(CN) 독립 석출물은 형성되기 곤란한 바, 그 상한을 2μm으로 한정할 수는 있다.
이때, 상기 Ti(CN) 독립 석출물의 평균 입경은 0.15μm 이하인 것이 바람직하다. 이는 Ti(CN) 독립 석출물의 평균 입경이 0.15μm를 초과할 경우, Ti(CN) 독립 석출물의 개수 저감에는 유리하나, 표면 흠 문제를 일으킬 우려가 있기 때문이다. 여기서, 평균 입경이란, 강재의 일 단면을 관찰하여 검출한 입자의 평균 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미한다.
이때, 상기 TiN 개재물의 평균 입경은 2μm 이상인 것이 바람직하다. 이는 평균 입경 2μm 이상의 상대적으로 조대한 TiN 개재물이, Ti(CN)의 석출을 위한 핵 생성 사이트로 작용하기에 유리하기 때문이다. 한편, TiN 개재물의 평균 입경의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, TiN 개재물의 크기가 지나치게 조대할 경우, TiN 개재물의 전체 표면적이 지나치게 감소하여 Ti(CN) 종속 석출물 개수 증대에 불리한 영향을 미칠 수 있는 바, 그 상한을 20μm으로 한정할 수는 있다.
본 발명의 페라이트계 스테인리스 강재는 연성이 매우 우수한 장점을 가진다. 본 발명의 일 구현예에 따르면, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강재의 연신율은 34% 이상일 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 그 일 구현예로써 다음과 같은 방법에 의하여 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법은, 전술한 조성을 가지는 용강을 슬라브로 주조하는 단계를 포함하는 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법에 관한 것으로, 본 발명에서는 Ti(CN)이 독립적으로 석출되는 것을 최대한 억제하기 위하여, Ti, C 및 N의 확산에 의해 TiN 개재물을 핵으로 하여 Ti(CN) 종속 석출물이 형성되도록 유도하는 것을 하나의 기술적 특징으로 한다.
일반적으로 용강의 주조시, 생산성 향상을 위해, 주조에 의해 얻어진 슬라브의 냉각을 실시한다. 그런데, 본 발명자들의 검토 결과, 통상적인 슬라브 냉각 속도에서는 상대적으로 미세한 TiN 개재물이 형성되고, Ti(CN)의 무작위 석출이 야기되며, 이는 Ti(CN) 독립 석출물의 개수를 크게 증가시키는 한가지 원인이 된다. 이는, 냉각이 비교적 빠르게 진행되어 합금 원소들의 확산이 제한되고, 핵생성 에너지가 충분히 제공되어 여러 장소에서 동시다발적으로 TiN 개재물 및 Ti(CN) 석출물의 핵생성이 조장되기 때문으로 추측된다.
이에 반해, 본 발명에서는 상기 용강의 주조시, 상기 슬라브의 표면 온도를 기준으로 1100~1200℃의 온도에서의 평균 냉각속도를 5℃/sec 이하(0℃/sec 제외)로, 보다 바람직하게는 3℃/sec 이하(0℃/sec 제외)로, 보다 더 바람직하게는 2℃/sec 이하(0℃/sec 제외)로 제어한다. 즉, 본 발명자들은 1100~1200℃의 온도에서의 슬라브의 평균 냉각 속도를 적절히 제어함으로써, 가능한 한 많은 Ti(CN) 이 TiN 개재물을 핵으로 석출되도록 유도함으로써, Ti(CN) 독립 석출물의 개수를 저감하고자 하였으며, 상기의 조건 하 슬라브의 냉각을 실시함으로써 Ti(CN) 독립 석출물의 개수를 목표 개수 이하로 저감할 수 있음을 알아내었다. 이는 서냉에 따라 합금 원소들의 이동에 필요한 시간이 충분히 확보되었기 때문에, 다량의 Ti, C 및 N이 에너지가 낮은 TiN 개재물 주위로 확산되어 이를 핵으로 Ti(CN)이 석출되었기 때문으로 추측된다. 본 발명에서는 상기와 같이 슬라브의 평균 냉각속도를 제어하기 위한 수단에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 연주 스트랜드에 보온재를 설치하는 등의 방법을 들 수 있다.
한편, 상기와 같이 평균 냉각속도를 제어하는 방법은 특별히 한정하지 않으며, 상기의 온도 범위 전 구간에서 일정한 냉각 속도로 서냉하거나, 상기의 온도 구간 내 특정 온도에서 균열 후 빠른 냉각 속도로 급냉하는 방법을 취할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기와 같이 서냉을 실시하는 온도 범위를 1000~1250℃로 확장함으로써, TiN 개재물의 조대화를 유도하고, 이에 따라 TiN 개재물이 Ti(CN) 석출을 위한 핵생성 사이트로 보다 용이하게 작용함으로써, 그 효과를 보다 극대화할 수 있다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 슬라브를 마무리 열간압연하여 열연판을 얻는 단계; 및 상기 열연판을 열연판 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다. 이하, 각각의 공정에 대하여 보다 상세히 설명한다.
열연판 소둔: 450~1080℃의 온도에서 60분 이하 실시
열연판 소둔은 열간압연된 열연판의 연성을 보다 향상시키기 위해 실시되는 단계로써, 이를 통해 Ti(CN) 독립 석출물의 재용해와 재용해된 합금 원소들의 확산을 유도하여, Ti(CN) 독립 석출물의 개수를 보다 저감할 수 있다. 이를 위해서는 소둔온도를 450℃ 이상에서 실시할 필요가 있다. 다만, 소둔온도가 1080℃를 초과하거나, 소둔시간이 60분을 초과할 경우, Ti(CN) 종속 석출물의 재용해가 일어나 오히려 그 효과가 반감될 우려가 있다. 한편, 소둔시간의 하한은 특별히 정할 필요는 없으나, 충분한 효과를 얻기 위해서는 1분 이상 실시하는 것이 보다 바람직하다.
제조조건을 상술한 바와 같이 제어하였을 경우 그 외의 특별히 한정하지 않은 조건은, 통상의 페라이트계 스테인리스 강판의 제조조건에 준하여 행할 수 있다. 덧붙여, 상기 소둔된 열연판을 냉간압연 및 냉연판 소둔하여 냉연강판으로도 제조할 수도 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
표 1의 조성을 가지는 용강을 준비하고, 표 2에 기재된 조건으로 등속주조하여 슬라브를 제조하고, 제조된 슬라브를 열간압연 및 열연판소둔하여 열연판을 얻었다. 표 1에 기재된 각 원소의 함량은 중량%를 의미하며, 표 2에 기재된 슬라브의 냉각속도는 1100~1200℃의 온도 범위에서 슬라브의 표면온도를 기준으로 측정한 평균 냉각속도를 의미한다.
표 1
강종 C Si Mn P S Cr Ti Al N
A 0.012 0.25 0.16 0.031 0.003 11.0 0.15 0.040 0.012
B 0.015 0.35 0.8 0.025 0.002 12.0 0.21 0.032 0.015
표 2
강종 1100~1200℃ 온도구간에서 슬라브 냉각속도(℃/sec) 열연판 소둔 온도(℃) 열연판 소둔 시간(분) 비고
A 2 600 30 발명예1
A 2 800 15 발명예2
A 6 800 15 비교예1
B 1 900 15 발명예3
B 6 900 15 비교예2
이후, 제조된 각각의 냉연판에 대하여 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope, TEM) 사진을 촬영하고, 이미지 애널라이저(Image Analyzer)를 통해 입경 0.01μm 이상인 Ti(CN) 독립 석출물의 개수 및 개수 비(P)를 측정하였다. 또한, 상기 냉연판의 압연방향에 대하여 90° 방향을 기준으로 JIS 13B 규격에 의거하여 채취된 시험편을 채취하여, 연신율을 측정하였다. 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
표 3
강종 Ti(CN) 독립 석출물 개수(개/mm2) P(%) 연신율(%) 비고
A 3.1×106 56 37 발명예1
A 2.9×106 42 37 발명예2
A 8.9×106 88 30 비교예1
B 2.2×106 58 39 발명예3
B 6.5×106 79 32 비교예2
표 3을 참조할 때, 본 발명이 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우, Ti(CN) 독립 석출물의 개수가 3.5×106개/mm2 이하로 억제되어 연신율 34% 이상의 우수한 연성을 확보할 수 있음을 알 수 있다. 반면, 비교예 1 및 2의 경우, 슬라브의 냉각이 상대적으로 빠르게 진행되어 Ti(CN) 독립 석출물이 과다하게 형성되어 연성이 열화되었음을 알 수 있다.
한편, 도 1은 발명예 1에 따른 열연판의 미세조직을 관찰한 전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM) 사진이고, 도 2는 도 1의 A 영역을 확대하여 관찰한 전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM) 사진이다. 도 1의 A 영역의 가운데에 위치하고 있는 것이 제강에서 정출된 TiN 개재물에 해당하는데, 이를 확대하여 관찰한 도 2를 참조하면, 상기 TiN 개재물을 핵으로 하여 다량의 Ti(CN)이 석출되어 있음을 시각적으로 확인할 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.005~0.1%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.01~1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10~30%, Ti: 0.005~0.5%, Al: 0.01~0.15%, N: 0.005~0.03%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    페라이트 기지에, 3.5×106개/mm2 이하의 Ti(CN) 독립 석출물을 포함하는 페라이트계 스테인리스 강재.
  2. 중량%로, C: 0.005~0.1%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.01~1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10~30%, Ti: 0.005~0.5%, Al: 0.01~0.15%, N: 0.005~0.03%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    페라이트 기지에, Ti(CN) 독립 석출물과 TiN 개재물을 핵으로 하여 석출된 Ti(CN) 종속 석출물을 포함하고, 하기 식 1로 정의되는 P가 60% 이하인 페라이트계 스테인리스 강재.
    [식 1]
    P(%)={NS/(NS+NC)} × 100
    (여기서, NS는 Ti(CN) 독립 석출물의 단위 면적 당 개수(개/mm2)이며, NC는 Ti(CN) 종속 석출물의 단위 면적 당 개수(개/mm2)를 의미함)
  3. 제2항에 있어서,
    상기 P가 58% 이하인 페라이트계 스테인리스 강재.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Ti(CN) 독립 석출물의 입경은 0.01μm 이상인 페라이트계 스테인리스 강재.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Ti(CN) 독립 석출물의 평균 입경은 0.15μm 이하인 페라이트계 스테인리스 강재.
  6. 제2항에 있어서,
    상기 TiN 개재물의 평균 입경은 2μm 이상인 페라이트계 스테인리스 강재.
  7. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 스테인리스 강재의 연신율은 34% 이상인 페라이트계 스테인리스 강재.
  8. 중량%로, C: 0.005~0.1%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.01~1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10~30%, Ti: 0.005~0.5%, Al: 0.01~0.15%, N: 0.005~0.03%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 슬라브로 주조하는 단계를 포함하는 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법에 있어서,
    상기 용강의 주조시, 상기 슬라브의 표면 온도를 기준으로 1100~1200℃의 온도에서의 평균 냉각속도를 5℃/sec 이하(0℃/sec 제외)로 제어하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 용강의 주조시, 상기 슬라브의 표면 온도를 기준으로 1000~1250℃의 온도에서의 평균 냉각속도를 5℃/sec 이하(0℃/sec 제외)로 제어하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 용강을 슬라브로 주조 후,
    상기 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및
    상기 열연강재를 450~1080℃의 온도에서 60분 이하 동안 열연판 소둔하는 단계를 더 포함하는 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법.
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